輕金屬及其合金表面納米化后的摩擦磨損行為

湯世云，馬子罡，呂志宇，高　晗，郭嘉雯

(中國石油大學(華東)機電工程學院，山東青島 266580)

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輕金屬及其合金表面納米化后的摩擦磨損行為

湯世云，馬子罡，呂志宇，高晗，郭嘉雯

(中國石油大學(華東)機電工程學院，山東青島 266580)

輕金屬因其硬度較低、耐磨性較差，應用受到限制。表面自納米化技術可在輕金屬表面制備出理想的無污染致密納米層來提高其耐磨性，同時避免了噴涂等方法中耐磨層與基體結合力差的缺陷。本文結合近五年國內外學者的研究，概括了表面納米化技術的原理和技術方法，綜述了表面納米化對輕金屬摩擦磨損性能的影響，并結合研究成果對本領域的發展現狀進行了展望。

表面納米化，輕金屬，摩擦磨損

輕金屬由于其優異的綜合性能而被廣泛應用于航天航空等領域，但是由于其硬度低，摩擦磨損性能較差，應用受到一定的限制。金屬的摩擦磨損性能與表面密切相關，通過表面納米化技術可以在材料表面制備出一定厚度的納米結構表層，使粗晶組織細化至納米量級，以此來提高輕金屬的表面硬度，進而改善其摩擦磨損性能，延長使用壽命。

此前盧柯等人提出了結構材料表面自納米化技術[1]，該技術是利用機械處理在金屬材料表面層獲得納米晶粒，而納米晶粒的化學成分保持不變，材料尺寸變化甚微，同時納米晶粒層和基體金屬間沒有明顯的結合面，結合緊密，不易脫落，具有非常優異的性能。最近幾年，通過表面自納米化技術已經在多種金屬材料表面獲得了納米晶體結構，制備出的納米材料在相關領域的應用研究已取得重大進展。 本文結合最近五年應用表面納米化技術提高輕金屬耐磨性取得的研究成果，綜述了表面納米化對輕金屬材料耐磨性的影響。

1　表面納米化方法與原理

在金屬材料表面獲得納米化結構表層的主要途徑主要有三種：表面涂層或沉積、表面自身納米化及化學處理與表面自身納米化相結合的混合納米化[1]。其中表面自身納米化材料，其優點是晶粒尺寸沿厚度方向逐漸增大，因此納米結構表層與基體之間沒有明顯的界面，不存在界面污染和空洞缺陷；處理前后材料的外形尺寸基本不變。尤其是在自納米化過程中形成的納米階梯結構，有效避免了結構特征尺寸突變引起的性能突變，可以使具有不同特征尺寸的結構相互協調，同時表現出各特征尺寸所對應的多種作用機制，使材料的整體性能和使役行為得到優化和提高。因此本文中我們主要詳細介紹表面自納米化技術。

表面自身納米化制備出的納米材料無界面污染，無顯著外觀變形，不用擔心界面問題。近幾年主要使用的工藝有：表面機械研磨處理(sMAT)、高壓扭轉(HPT)、等通道轉角擠壓(ECAP)、超聲噴丸(USSP)、高能噴丸(HESP)等。

當前表面自身納米化研究主要采用的是振動噴丸方法?；竟ぷ髟砣鐖D1所示。

圖1　振動噴丸示意圖

在一個U形容器中放置大量的球形彈丸，容器的上部固定樣品，下部與振動發生裝置相連，工作時彈丸在容器內部作高速振動運動，并以隨機的方向與樣品發生碰撞。對單次碰撞來說，材料表面晶粒某些達到臨界分切應力的滑移系可以開動、 產生位錯，如果彈丸的后序碰撞方向發生變化，就會促使晶粒其它的滑移系開動。多滑移系的開動有助于位錯的增殖、運動并加快納米化的進程，材料表面的粗晶組織通過不同方向產生的強烈性形而逐漸細化至納米量級。目前，較普遍的觀點認為噴丸表面納米化的微觀基本過程，與機械激活產生納米晶粒的機理相類似，如圖2所示，包括：

(1)材料表面通過局部強烈塑性變形而產生大量的缺陷，如位錯、孿晶、層錯 和剪切帶等。

(2)隨著噴丸時間的延長，位錯密度不斷增加，當其增至一定程度時，會發生湮沒重組，形成具有亞微米或納米尺度的亞晶。另外，隨著溫度的升高，表面具有高形變能的組織也會發生再結晶，形成納米晶。此過程不斷發展，最終形成晶體學取向呈隨機分布的納米晶組織。

圖2　彈丸碰撞在材料表面晶粒內部引起的多向重復塑性變形

2　不同層錯能金屬實現表面納米化的機理

在整個晶粒細化的過程中，層錯能和晶體的結構類型對其形成方式有很大的影響。

(1)對于高層錯能金屬，以純鋁為例。其塑性變形方式為位錯運動，在外加載荷的作用下晶粒細化的過程包括：在粗晶內部形成高密度的位錯墻和位錯纏結；通過不斷地吸收位錯，位錯墻和位錯纏結逐漸演變成小角度亞晶界；小角度亞晶界繼續吸收位錯而轉變成大角度亞晶界；亞晶內部重復上述過程，使晶粒尺寸不斷減小、取向差不斷增大，最終形成等軸狀、取向呈隨機分布的納米晶組織。

(2)中等層錯能立方系金屬，以純銅為例。純銅的變形方式主要是位錯運動，隨著應變量的增加依次形成了由較厚位錯墻分割的等軸狀位錯胞、晶粒尺寸逐漸減小而取向差逐漸增大的亞微晶和取向呈隨機分布的納米晶。機械孿生只發生在表面附近應變量較大的、晶體學取向不適合位錯運動的晶粒中，其作用主要是調整晶粒取向，使晶粒碎化易于以位錯運動方式進行。

(3)較低層錯能立方系金屬，以316L不銹鋼為例。奧氏體粗晶內部通過位錯湮滅和重組形成位錯胞；應變量和應變速率的增加誘發機械孿生，形成片層狀孿晶；孿晶內部通過位錯的運動使顯微組織逐漸由片層狀向等軸狀轉變，同時晶粒尺寸逐漸減小、取向差逐漸增大；最終形成等軸狀、取向呈隨機分布的納米晶組織。

(4)低層錯能立方系金屬，以304不銹鋼為例。位錯在{111}面上滑移、并相互交割形成網格結構；單系孿晶形成并逐漸過渡到多系孿晶；多系孿晶相互交割使晶粒尺寸不斷減小，并在孿晶交叉處形成馬氏體相；孿晶系增多與孿晶重行。復交割強度加大使得碎化晶粒的尺寸進一步減??；最終在大應變量、高應變速率和多方向重復載荷的作用下，形成等軸狀、取向呈隨機分布的馬氏體相納米晶組織。

納米化的過程不但和層錯能有關，還和晶體結構有關。對于立方系金屬，高層錯能材料的塑性變形一般通過位錯運動；而具有低層錯能的材料則為機械孿生；對于層錯能介于二者之間的材料，位錯滑移和機械孿生兩種方式均可發生。

對于結構對稱性較低(如六方系)的金屬，由于滑移面較少，即使在層錯能較高的材料中也存在著機械孿生。以鈦為例，鈦屬于高層錯能金屬，但其晶體結構為密排六方，滑移系較少。因此不同于同是高層錯能的純鋁、純鐵等。鈦主要以孿生進行晶粒細化。應變量較小時孿生相對較少，但是尺寸較大，部分孿晶貫穿整個晶粒，集結成板條束狀或相互交叉成柵欄結構；應變量較大時，孿晶數量明顯增多，出現孿晶的晶粒數量也增多，同時孿晶尺寸變小并出現碎化現象；隨應變量進一步增加，孿晶數量增大，尺寸變小，出現了交叉堆擠狀的孿晶團，晶粒被碎化。這一過程依靠不斷萌生新的孿晶來實現。同時孿晶中存在大量位錯，且孿晶晶界處聚集著高密度位錯，當應變量達到一定程度時，即位錯密度達到一定值時，這些位錯將重新分布，逐漸調整到能量較低的穩定狀態，位錯胞也將轉變成具有小角度晶界的多邊形亞晶！應變量進一步增加，在多方向載荷重復作用下，亞晶不斷地吸收位錯，取向差逐漸增加形成大角度晶界，在接近表面處生成等軸納米晶。最終，在表面形成了一個亞穩態的納米晶粒層。

3　表面納米化影響摩擦磨損的因素

表面納米化改變了材料表面的組織和結構，從而改變材料表面的摩擦磨損行為。表面納米化從多個方面影響材料的摩擦磨損行為：

(1)納米層的晶粒比較細小，通過細晶強化和位錯強化的機理提高了輕金屬的強度和硬度。

(2)因為表面納米晶組織能有效抑制裂紋的萌生，而心部的粗晶組織又可以阻止裂紋的擴展，因此在相同載荷下，表面納米化樣品較未處理樣品更難于發生疲勞磨損。

(3)在油潤滑條件下，一方面表面納米晶層表面存在大量的凹坑，其具有良好的儲油作用，當摩擦副相對運動時，摩擦表面溫度升高，潤滑油受熱發生膨脹從凹坑中溢出，潤滑膜厚度增加，起到良好的潤滑作用；另一方面表面納米晶層具有較高的表面活性，容易吸附油膜。

(4)表面納米化晶層的殘余壓應力抵消了摩擦力所引起的一部分拉應力，阻礙了疲勞裂紋在表層形核。

(5)納米材料具有比表面積大、高擴散性、易燒結性、熔點低等特性，其減磨抗磨作用將不同于傳統載荷添加劑的作用方式，能在物體表面形成永久性的固態膜，具有極好的潤滑作用。不僅能減少摩擦，而且還可以對摩擦表面進行一定程度的填補和修復，起到抗磨的作用。

但不能簡單地認為表面納米化后材料的耐磨性一定會提高，材料的摩擦磨損行為主要取決于納米結構表層的厚度和表面粗糙度，也與載荷有關[1]。

4　輕金屬表面納米化后的摩擦磨損行為

近年來中外學者對輕金屬及其合金采用不同方法實現了表面納米化，并對其表面納米化前后的摩擦磨損行為進行了研究。

圖3　磨損質量損失隨磨損時間的變化[2]

圖4　退火前后硬度隨厚度方向的變化[2]

楊祥偉[2]等人采用增壓噴丸方式在7050鋁合金表面制備了亞微米晶層，觀察并分析了亞微米晶層的組織結構，測試了噴丸前后的硬度，研究了亞微米化前后以及亞微米化后經退火處理3種狀態下7050鋁合金表面的滑動磨損特性，結果表明：由于增壓噴丸使7050鋁合金表面發生了嚴重的塑性變形而形成了一層厚度為30μm～40μm的亞微米晶層，硬度比未噴 丸材料提高了2倍，噴丸后材料的磨損失重量明顯減少，約為未噴丸處理試樣的一半，特別是噴丸后經過退火的材料磨損量更小，表現出良好的耐磨性能。圖3是磨損質量損失隨磨損時間的變化圖；圖4是退火前后硬度隨厚度方向的變化圖。

馬世寧[3]等人采用高速顆粒轟擊技術在7A52鋁合金表面制得一定厚度納米結構表層，利用掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡觀察了表面納米晶層的微觀結構特征，利用多功能納米壓痕儀和往復式摩擦磨損試驗機測試了樣品表面納米化前后的硬度和耐磨性能。結果表明：7A52鋁合金經高速顆粒轟擊處理后樣品表層形成了厚度約90μm塑性變形層，最表層晶粒尺寸約為8nm～20nm；表面納米晶層的顯微硬度約為原始樣品的 1.76倍；在油潤滑的低載荷和中等載荷條件下，表面納米化拋光樣品的磨損量為原始樣品的1/2～1/3；表面納米化樣品的磨損機制為磨粒磨損和黏著磨損，而原始祥品的磨損機制為黏著磨損和疲勞磨損，表明其具有優異的耐磨性能。如圖5所示是7A52鋁合金表面納米化前后樣品的顯微硬度圖；圖6是7A52鋁合金表面納米化前后在不同載荷下的質量磨損量損失。

圖5　7A52 鋁合金表面納米化前后樣品的顯微硬度圖[3]

圖6　7A52鋁合金表面納米化前后在不同載荷下質量磨損量損失[3]

郝欣妮[4]等人采用高能噴丸設備對金屬鈦進行表面納米化，研究了表面納米化鈦的組織結構、納米壓痕行為和摩擦磨損性能。結果表明，高能噴丸后明顯細化了 Ti 表層的 XRD 衍射區尺寸、增加了晶格應變，位錯密度高達5. 4048×10-14m-2，位錯對屈服強度的貢獻值高達226. 65MPa；表面硬度明顯提高約61. 7%；摩擦磨損性能與納米鈦相近。表1是鈦表面納米化后表面硬度的變化；如圖7所示是金屬鈦表面納米化前后的具有代表性的磨痕表面SEM形貌。

表1　顯微硬度[4]

圖7　摩擦磨損表面SEM形貌[4]

田龍[5]等人對Til3Nb3Zr合金進行不同時問機械研磨處理，未處理試樣的表面硬度為268HV；機械研磨處理30min、60min和90min試樣的表面硬度最高分別達到288HV、312HV和349HV，表明機械研磨處理提高了試樣表層的硬度，為材料耐磨性的提高提供了條件。

表2對比了未處理試樣與機械研磨試樣的質量磨損失重，表明研磨試樣的質量磨損失重隨著研磨時間的增加而減??；圖8中(a)、(b)、(c)分別是未處理、機械研磨60min和90min試樣的磨痕表面SEM照片，實驗結果表明未處理試樣磨痕表面表現出典型的接觸疲勞磨損；研磨時間60min下的試樣的磨痕表面表現出粘著磨損；研磨時問90min下試樣磨痕的磨損機制以磨粒磨損和輕微的粘著磨損為主，這是研磨處理細化表層晶粒和殘余壓應力共同作用的結果。

表2　機械研磨處理前后磨損失重對比[5]

圖8　摩擦表面的SEM照片(500×)[5](a)未處理試樣；(b)60min機械研磨試樣；(c)90min機械研磨試樣

徐開東[6]等人對鎂合金納米化處理前后磨損形貌的觀察與分析可知，磨損形式主要是粘著磨損和磨粒磨損。在磨損初期，由于鎂合金相對較軟，輕微磨損形成的磨削粘附在較硬的巧磨面上，隨著正壓力的加大，磨損顯著加劇，粘附在硬金屬面上的粘著物對軟金屬產生輕微犁削高速磨損條件下訂，隨著時間的持續，溫度快速升高，磨削發生氧化，形成硬質磨削顆粒，在后續的摩擦磨損過程中就會發生嚴重的磨粒磨損。由于未經納米化處理的鎂合金表面相對較軟，在對磨面的“刮擦”作用下，磨削較多，且帶狀剝落在后續的氧化塑變中不斷的被碾壓和斷裂，形成大量且形狀為塊體的硬質顆粒，從而導致了最終的磨損形貌為寬而深的近似平行的犁溝。納米化處理后，雖然仍然存在氧化的硬質顆粒，但較為細小均勻，因此磨損表面相對較為平整。綜合摩擦系數、磨損失重以及磨損形貌特征，鎂合金經表面自身納米化處理后耐磨性能得到顯著改善。如圖9、圖10所示分別是鎂合金表面納米化前后的摩擦磨損形貌圖。

N.Arun Prakasha[7]等人經過噴丸技術處理的鋁合金納米晶體表面的摩擦行為進行了研究，使用往復式磨損試驗設施的干摩擦條件下的摩擦學性能進行了評價。結果顯示處理過的樣品比未處理的樣品的表面摩擦系數降低，并提高鋁合金的耐磨損性，發現噴丸過程中細晶粒結構和壓縮殘余應力的存在形成有助于改進鋁合金的摩擦和磨損特性。噴丸條件影響表面納米層的性質(即晶粒尺寸、硬度和殘余壓應力)，并影響摩擦性能。高強度的表面納米層延遲裂紋萌生和延遲了裂紋擴展并有助于耐磨性的提高。如圖11所示是在正常負載30N下未噴丸與噴丸樣品的摩擦磨損系數變化。

圖9　原始鎂合金樣品的摩擦磨損形貌[6](a)納米化處理后摩擦磨損形貌；(b)局部放大形貌

圖10　鎂合金表面納米化處理后的摩擦磨損形貌[6](a)原始樣品摩擦磨損形貌；(b) 局部放大形貌

圖11　在正常負載30N下未噴丸與噴丸樣品的摩擦磨損系數變化[7]

5　結語與展望

目前對輕金屬表面納米化的研究還比較欠缺，該技術在輕金屬領域有針對性的規模化應用，還需要很多方面的深入研究，如表面納米化工藝參數控制、表面納米化對表面性能和整體性能的系統化影響因素、影響摩擦磨損行為的微觀機理、納米-微米各級組織與性能的關系等。

輕金屬在現代工業產品中有非常廣泛的應用前景，通過表面納米化技術能有效減少表面磨損，提高零部件服役過程中的摩擦學性能，顯著延長材料及零部件的使用壽命，大大增加高端機械體系的可靠性，將對現代工業產品甚至軍品的高性能化可持續發展產生重要的實用意義。

[1] 趙嚴，郭鴻鎮，寧永權，等.表面納米化對金屬材料耐磨性的影響[J].材料導報，2012(5)：119-123.

[2] 楊祥偉，揭曉華，曾旭釗，等. 7050鋁合金表面亞微米晶層摩擦磨損性能[J].中國表面工程，2011，24(3)：38-42.

[3] 馬世寧，王翔，王曉明.表面納米化7A52鋁合金在油潤滑條件下的耐磨性能[J].中國表面工程，2012，25(1)：28-32.

[4] 郝欣妮，許曉靜，宗亮.高能噴丸表面納米化鈦的研究[J].揚州職業大學學報，2014，18(4)：26-30.

[5] 田龍，馬銘，何強. Ti13Nb13Zr合金機械研磨處理摩擦磨損性能研究[J].科學技術與工程，2014，14(8)：141-144.

[6] 徐開東.鎂合金高能撞擊表面納米化與激光合金化研究[D].華中科技大學，2010.

[7] Prakash N A，Gnanamoorthy R，Kamaraj M. Friction and wear behavior of surface nanocrystallized aluminium alloy under dry sliding condition[J]. Materials Science & Engineering B，2010，168(1-3)：176-181.

Friction and Wear Behaveior of Light Metal and Its Alloyys after Nanocrystallization

TANG Shi-yun，MA Zi-gang，LV Zhi-yu，GAO Han，GUO Jia-wen

(School of Mechanical and Engineering，China University of Petroleum(huadong)，qingdao 266580，Shandong，China)

Because of its low strength and poor wear resistance，the application of light metal is limited.Surface self nanocrystallization technology can make ideal nano layer which is no pollution to improve its wear resistance，while avoiding the defects that the wear-resistant layer and the combined force of substrate is poor such as spraying. This paper studies scholars of the past five years，summed up the principles and techniques of the surface of nano，summarized the impacts of the surface of nano on the friction and wear properties of the light metal，and prospected to the field of development status according to the research achievements.

surface nanocrystallization，light metals，friction and wear

TG 115.5+8